高氮奥氏体不锈钢(以下简称高氮钢)具有高强、高韧等优异的力学性能,优良的耐蚀性能和磁性能,通过以氮代镍稳定奥氏体组织又能大大降低原材料成本。然而,高氮含量也导致材料产生低温脆性等缺点。本文通过对高氮钢这些特点开展了系统和深入的研究,分析和探讨了氮在钢中的作用机理。首先利用热力学相图计算和钢液中氮溶解度计算相结合的方法设计了Fe-18Cr-16Mn-2Mo-N钢的主化学成分。利用氮气保护感应熔炼和氮气保护电渣重熔的方法制备出氮含量为0.52%(M52)、0.66%(M66)和0.81%(M81)的高氮钢实验材料。此外,还通过高温渗氮法制备出氮含量为1.2%的高氮钢实验材料。通过调整热变形工艺参数,研究了热变形对材料组织和性能的影响规律。结果表明,控制氮在材料中以固溶态形式存在、控制材料组织为单一奥氏体、细化奥氏体晶粒是提高该类材料强韧性能的关键。选择合适的热处理温度、保温时间及冷却速度可以消除热轧过程中形成的铁素体组织,得到单一奥氏体组织。通过研究不同冷变形条件下的实验材料的组织和性能,对氮提高材料强度和加工硬化能力的机理进行了深入研究。拉伸实验结果表明,提高氮含量可以有效提高高氮钢的屈服强度和加工硬化能力。高氮钢的屈服强度随冷变形量的增加而迅速升高,但升高的速率随冷变形量的增加而降低。金相组织分析表明,在高氮钢的冷变形初期,孪晶和滑移共同参与变形,孪晶强烈阻碍滑移。随冷变形量的增加,孪晶发生显著的弯曲变形。当冷变形量进一步增加,孪晶界严重扭曲变形,滑移线开始切过孪晶。透射电镜微观结构分析表明,材料的层错能随氮含量的增加而升高,位错的平面滑移随氮含量的增加而更加突出。在冷变形过程中,新的孪晶不断形成,新孪晶尺寸随变形量的增加而减小,在60%冷变形条件下形成的孪晶只有十几至几十纳米宽。高氮钢材料经过60%冷变形后仍为单一奥氏体组织。本文分析认为,短程有序和较低的层错能是高氮钢中形成位错平面滑移的主要原因。较低的层错能可促使位错分裂成为扩展位错,阻止了位错的交滑移。随氮含量的增加,实验材料的层错能升高,同时促使短程有序占据主导地位。短程有序强烈阻碍了位错的运动和交滑移,进而提高了材料的屈服强度和加工硬化能力。在以上分析基础上,本文提出了高氮钢的冷变形量与屈服强度的关系模型,分析了不同变形阶段的强化机制和氮的作用机理。缺口冲击实验研究表明,高氮钢存在典型的韧脆转变现象。脆性断口由穿晶脆断小平面和包围在其周围的撕裂棱组成,脆断小平面上分布着大量平直的滑移线。本文通过研究316LN不锈钢和M66两种材料的低温力学行为,对氮的作用机理进行了深入分析。316LN材料在77~293K范围内均为韧断。XRD分析表明,316LN材料冲击断口附近存在大量形变诱发马氏体,而M66材料断口处只有单一奥氏体组织。在77~293K温度范围内进行的低温拉伸实验表明,316LN不锈钢和M66两种材料的屈服强度随温度的降低而升高的速率基本相同;316LN材料的真实断裂应力随温度的降低迅速升高,而M66材料在77K时的真实断裂应力比293K时还低。77K下的拉伸断口处的XRD分析表明,316LN材料中的奥氏体基本都转变成为马氏体组织,而M66材料仍为单一奥氏体组织。316LN材料在173K以下温度的瞬时加工硬化速率-真应变曲线表现出三阶段加工硬化现象,且随温度的降低更加明显。而M66材料中无该现象发生,且在77K发生无缩颈脆断。对316LN不锈钢和M66两种材料拉伸试样均匀塑性变形段的TEM微观结构分析表明,316LN材料中的孪晶密度随温度降低而升高,孪晶受滑移带的切割。M66材料随温度降低出现大量交叉有序的平面滑移位错带,滑移带交叉点处出现严重的弯折变形,而且在77K下的样品中存在高密度的层错和平行的滑移带。这说明两种材料的层错能随温度的降低而降低,促进了孪晶和平面滑移的产生。根据316LN不锈钢和M66两种材料的微观结构与力学行为的研究结果,对材料中裂纹的形核及扩展机制进行了分析。本文认为形变诱发马氏体阻止了316LN材料的低温脆断,而平面滑移促进了高氮钢的裂纹形核,降低了其断裂应力,导致其发生韧脆转变。在以上分析的基础上,本文提出了改进的韧脆转变唯象解释图,解释了两种材料断裂行为的差异。